JP4975245B2

JP4975245B2 - 高強度部品の製造方法

Info

Publication number: JP4975245B2
Application number: JP2004293455A
Authority: JP
Inventors: 和久楠見; 純真木; 正浩大神; 阿部　　雅之
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-10-06
Filing date: 2004-10-06
Publication date: 2012-07-11
Anticipated expiration: 2024-10-06
Also published as: JP2006104526A

Description

本発明は、自動車の構造部材や補強部材に使用されるような強度が必要とされる部材に関し、特に高温成形後の強度に優れた部品の製造方法に関するものである。

地球環境問題に端を発する自動車の軽量化のためには、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となるが、一般に鋼板を高強度化していくと伸びやｒ値が低下し、成形性が劣化していく。このような課題を解決するために、温間で成形し、その際の熱を利用して強度上昇を図る技術が、特開２０００−２３４１５３号公報（特許文献１）に開示されている。この技術では、鋼中成分を適切に制御し、フェライト温度域で加熱し、この温度域での析出硬化を利用して強度を上昇させることを狙っている。

また、特開２０００−８７１８３号公報（特許文献２）では、プレス成形精度を向上させる目的で成形温度での降伏強度を常温での降伏強度より大きく低下する高強度鋼板が提案されている。しかしながら、これらの技術では得られる強度に限度がある可能性がある。一方、より高強度を得る目的で、成形後に高温のオーステナイト単相域に加熱し、その後の冷却過程で硬質の相に変態させる技術が特開２０００−３８６４０号公報（特許文献３）に提案されている。

しかしながら、成形後に加熱・急速冷却を行なうと形状精度に問題が生じる可能性がある。この欠点を克服する技術としては、鋼板をオーステナイト単相域に加熱し、その後プレス成形過程にて冷却を施す技術が文献（ＳＡＥ，２００１−０１−００７８）（非特許文献１）や特開２００１−１８１８３３号公報（特許文献４）に開示されている。

特開２０００−２３４１５３号公報特開２０００−８７１８３号公報特開２０００−３８６４０号公報特開２００１−１８１８３３号公報特開２００３−３２８０３１号公報文献（ＳＡＥ，２００１−０１−００７８）

このように、自動車等に使用される高強度鋼板は高強度化されるほど、上述した成形性の問題や特に１０００ＭＰａを超えるような高強度材においては従来から知られているように水素脆化（置き割れや遅れ破壊と呼ばれることもある）という本質的な課題がある。ホットプレス用鋼板として用いられる場合、高温でのプレスによる残留応力は少ないものの、プレス前の加熱時に水素が鋼中に浸入すること、また、後加工での残留応力により水素脆化の感受性が高くなる。従って、単に高温でプレスするだけでは本質的な課題解決にならず、加熱工程および後加工までの一貫工程での工程条件最適化が必要となる。

剪断加工などの後加工時の残留応力を減らすためには、後加工を行なう部位の強度が低下しておればよい。熱間成形中で鋼板が高温の状態で剪断加工を行なう技術が特開２００３−３２８０３１号公報（特許文献５）に開示されている。これによれば、高温で剪断することにより鋼板の強度が低く、剪断が容易となることが考えられる。しかし、この方法でも、剪断加工中に、鋼板の剪断加工の工具と接触した部分については、温度低下すると考えられ、ある程度の残留応力は残存するものと考えられる。

また、この方法では水素脆化に対してはなんら言及しておらず、この方法により剪断加工後の残留応力がある程度低下した場合であっても、鋼中に水素が残存した状態であれば水素脆化が生じる可能性は否定できない。本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、高温成形後に１２００ＭＰａ以上の強度を得ることができる耐水素脆性に優れた高強度部品およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために種々の検討を実施した。その結果、水素脆化を抑制するためには、成形前の加熱炉中の雰囲気を制御して、熱間成形を行い、その下死点近傍にて剪断加工することが必要であることを見出した。その理由としては、以下が推察される。熱間加工中での剪断加工においては剪断加工の工具が鋼板に高面圧で接触すると考えら、その場合には冷却速度が大きくなり、オーステナイトから変形抵抗の高い低温変態組織に変態することが推察される。その際には、室温で焼入れ材を加工した場合よりは小さいと思われるが、オーステナイトである場合よりも大きい残留応力が残存する可能性があると思われる。その際に鋼中に水素が存在する場合には、水素脆化割れを生じる可能性が考えられる。そこで、加熱炉中の雰囲気を制御して、鋼中の水素量を低減することにより、水素脆化を抑制することができると考えられる。

すなわち、本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｔｉ：３．４２×Ｎ＋０．００１％〜３．９９×（Ｃ−０．１）％、
｛ただし、Ｎは窒素の質量含有率（％）、Ｃは炭素の質量含有率（％）｝
残部Ｆｅと不可避的不純物からなる鋼板を用い、水素量が体積分率で１０％以下、かつ露点が３０℃以下である雰囲気にて、Ａｃ₃ 〜融点までに鋼板を加熱した後、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度でプレス成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行い高強度の部品を製造する際に、下死点から１０ｍｍ以内にて剪断加工を施すことを特徴とする高強度部品の製造方法にある。

以上述べたように、本発明により、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行って高強度の部品を製造する際に、車体が軽量で衝突安全性に優れた自動車が製造できるため、社会的貢献が大きいものである。

以下に、本発明の制限範囲について詳細に説明する。
水素量が体積分率で、１０％以下としたのは、水素量が制限以上であった場合には、加熱中に鋼板中に進入する水素量が多量となり、耐水素脆化特性が低下するためである。また、雰囲気中の露点を３０℃以下としたのは、これ以上の露点である場合には加熱中に鋼板中に進入する水素量が多量となり、耐水素脆化特性が低下するためである。鋼板の加熱温度Ａｃ₃以上、融点以下としたのは、成形後に焼入れ強化するために鋼板の組織をオーステナイトにしておくためである。また、加熱温度が融点以上であるとプレス成形が不可能であるためである。

成形開始温度をフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度としたには、その温度以下で成形した場合には成形後の硬度が不十分であるためである。下死点近傍にて剪断加工を施すとしたのは、熱間成形中であれば鋼板の変形抵抗が小さく、加工後の残留応力が低くなるためである。また、加工するタイミングを下死点近傍である理由としては、下死点近傍でない場合には、剪断加工後に鋼板が変形し、形状や位置の精度が低下するためである。下死点近傍とは下死点から少なくとも１０ｍｍ以内、望ましくは５ｍｍ以内である。

以下に素材についての制限について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．５５％
Ｃは、冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素であり、強度１０００ＭＰａ以上を確保するためには、０．０５％以上、望ましくは０．１％以上添加することが望ましい。ところが、添加量が多すぎると、衝撃変形時の強度確保が困難となるため、その上限を０．５５％とする。従って、その範囲を０．０５〜０．５５％とした。

Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、固溶強化型の合金元素であるが、２％を超えると、表面スケールの問題が生じるため、２％以下に制限する。また、鋼板表面にメッキ処理を行なう場合は、Ｓｉの添加量が多いとメッキ性が劣化するため、上限を０．５％とすることが望ましい。
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、強度および焼入れ性を向上させる元素であり、０．１％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また、３％を超えて添加しても効果が飽和するため、Ｍｎは０．１〜３％の範囲に制限する。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．１％以下と制限する。なお、好ましくは０．０２％以下である。また、更に好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響し、加工性を劣化させるとともに、靱性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる。このため、Ｓは０．０３％以下に制限する。なお、さらに好ましくは、０．０１％以下である。また、Ｓを０．００５％以下に規制することにより、衝撃特性が飛躍的に向上する。

Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、また、Ｎを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に影響を及ぼす。このような効果を有するためには、０．００５％以上の含有量が必要であるが、０．１％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため、Ａｌは０．００５〜０．１％の範囲が望ましい。

Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、マトリックス中へＭ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が十分期待できず、また、１％を超えると降伏強度が過度に上昇する傾向にあるため、Ｃｒは０．０１〜１％の範囲が望ましい。より望ましくは、０．０５〜１％である。

Ｂは、プレス成形中、あるいはプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させるために添加するが、この効果を発揮させるためには、０．０００２％以上の添加が必要である。しかしながら、この添加量がむやみに増加すると熱間での割れの懸念があることや、その効果が飽和するため、その上限を０．００５０％が望ましい。

Ｔｉは、Ｂの効果を有効に発揮させるため、Ｂと化合物を生成するＮを固着する目的で添加してもよい。この効果を発揮させるためには、（Ｔｉ−３．４２×Ｎ）が０．００１％以上必要であるが、Ｔｉ量がむやみに増加するとＴｉと結合していないＣ量が減少し冷却後に十分な強度が得られなくなるため、その上限として、Ｔｉと結合していないＣ量が０．１％以上確保できるＴｉ当量、すなわち、３．９９×（Ｃ−０．１）％とした方がよい。

スクラップから混入すると考えられるＮｉ，Ｃｕ，Ｓｎなどの元素が含有してもよい。さらに、介在物の形態制御の観点から、Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭを添加してもよい。さらに、強度を向上する目的で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖを添加してもよいが、これらの元素がむやみに増加するとこれらの元素と結合していないＣ量が減少し冷却後に十分な強度が得られなくなる。

Ｎについては、特に規制しないが、０．０１％を超えると窒化物の粗大化および固溶Ｎによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため、Ｎは０．０１％以下の含有が望ましい。
Ｏについても、特に規制しないが、過度の添加は靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、０．０１５％以下の含有が望ましい。

その他、不可避的に含まれる不純物が含有しても特に問題はない。以上の成分の鋼板にアルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、亜鉛めっきを施してもよい。その製造方法は酸洗、冷間圧延は常法でよく、その後アルミめっき工程あるいはアルミ−亜鉛めっき工程、亜鉛めっきについても常法で問題ない。つまり、アルミめっきであれば浴中Ｓｉ濃度は５〜１２％が適しており、アルミ−亜鉛めっきでは浴中Ｚｎ濃度は４０〜５０％が適している。また、アルミめっき層中にＭｇやＺｎが混在しても、アルミ−亜鉛めっき層中にＭｇが混在しても特に問題なく同様の特性の鋼板を製造することができる。

なお、めっき工程における雰囲気については、無酸化炉を有する連続式めっき設備でも無酸化炉を有しない連続式めっき設備でも通常の条件とすることでめっき可能であり、本鋼板だけ特別な制御を必要としないことから生産性を阻害することもない。また、亜鉛めっき方法であれば、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどいかなる方法を取ってもよい。以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても特に問題はない。また、めっき層表面に異種の金属めっきや無機系、有機系化合物の被膜などを付与しても特に問題はない。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す化学成分のスラグを鋳造した。これらのスラブを１０５０〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８００〜９００℃、巻取温度４５０〜６８０℃で板厚４ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗を行なった後、冷間圧延により板厚１．６ｍｍの冷間鋼板とした。また、その冷延板の一部に溶融アルミめっき、溶融アルミ−亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきを施した。表２にめっき種の凡例を示す。その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ₃点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、熱間成型加工を行なった。加熱炉の雰囲気は水素量と露点を変化させた。その条件を表３〜表８に示す。

図１は、金型の断面を示す図である。この図１中の符号１はプレス成形ダイス、２はプレス成形パンチ、３はピアス加工パンチ、４はボタンダイを示す。また、図２は、パンチの形状を示す上面図である。図３は、ダイスの形状を示す上面図である。金型は成形パンチ形状に倣い、板厚１．６ｍｍのクリアランスにて成形ダイスの形状と決定した。ピアス加工は直径２０ｍｍのパンチを用い、直径２０．５ｍｍのダイスを用いた。ブランクサイズを１．６ｍｍ厚×３００×５００とした。成形条件としては、パンチ速度１０ｍｍ／ｓ、加圧力２００トン、下死点での保持時間を５秒とした。図４は、成形品の全体概略図である。ピアス加工開始のタイミングの影響はピアス加工パンチの長さを変化させることにより行なった。表３〜表８に剪断加工タイミングとして、ピアス加工を開始した成形深さを下死点からの距離で示した。

耐水素脆化特性の評価基準は成形加工後、１週間後にピアス穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行なった。判定結果は表３〜表８に併せて示した。また、穴形状の精度はノギスにて形状測定し、基準形状からの差を求め、その差が１．０ｍｍ以下を良好とした。判定結果は表３〜表８に併せて示した。また、その凡例を表９に示す。

表３〜表７に示す、Ｎｏ．１〜２４９までは鋼種、めっき種、雰囲気中の水素濃度、露点の影響を検討した結果であるが、本発明の範囲内であれば割れが発生しなかった。表７〜表８に示すＮｏ．２５０〜２９１は剪断加工の開始タイミングの影響を検討した結果であるが、本発明の範囲内であれば、割れも発生せず、形状精度も良好であった。

金型の断面を示す図である。パンチの形状を示す上面図である。ダイスの形状を示す上面図である。成形品の全体概略図である。

符号の説明

１プレス成形ダイス
２プレス成形パンチ
３ピアス加工パンチ
４ボタンダイ

特許出願人新日本製鐵株式会社
代理人弁理士椎名彊他１

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．５５％、
Ｓｉ：２％以下、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｔｉ：３．４２×Ｎ＋０．００１％〜３．９９×（Ｃ−０．１）％、
｛ただし、Ｎは窒素の質量含有率（％）、Ｃは炭素の質量含有率（％）｝
残部Ｆｅと不可避的不純物からなる鋼板を用い、水素量が体積分率で１０％以下、かつ露点が３０℃以下である雰囲気にて、Ａｃ₃ 〜融点までに鋼板を加熱した後、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度でプレス成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行い高強度の部品を製造する際に、下死点から１０ｍｍ以内にて剪断加工を施すことを特徴とする高強度部品の製造方法。